JPS59143027A - 延性および加工性の良好な高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は延性および加工性の良好な高強度鋼板の製造方
法に係り、特に引張強さが６０　ｋ！ｊ　ｆ　／　ｍ４
以上の高張力鋼板の低コストの製造方法に関する。

近年、自動車の安全性や軽量化の観点からバンパーやド
アーガードバ−などの強度部材に引張強さ６０に９ｆ／
−以上の高張力薄鋼板などが多用されつつある。このよ
うな用途に適用される材料の特性として引張強さが高い
と同時に延性および加工性が良好で更に車体の組立時に
はスポット溶接性が良好であることが要求される。最近
フェライトとマルテンサイトまたはベイナイトを主とす
る低温変態生成物から成る混合組織鋼板がこのような要
求を満足する鋼板として多用されている。しかし従来の
混合組織鋼板で強度を高めるにはＭｎ、Ｓｌ、Ｎｂ、Ｔ
ｉなどの元素を多量に添加する必要があり、その結果コ
ストの上昇をもたらし、またＭｎやＳＩなどの多量添加
は、製造コストの上昇を伴うばかりでなく、連続焼鈍中
に表面酸化を起こしやすくスポット溶接性を劣化させる
問題があった。

まｆｃＭｎなどを多量に含む場合にはその偏析に起因す
ると考えられるバンド状組織が発達し特に曲げなどの加
工性、局部延性が劣下するという問題があった。

本発明の目的は、上記従来技術の問題を解消し、延性と
同時に良好な加工性を有し、かつ製造コストが低廉な高
強度鋼板の製造方法を提供するにある。

本発明のこの目的は次の２発明によって達成される。

第１発明の要旨とするところは次の如くである。すなわ
ち重量比にてＣ：０１５％以下、Ｍｎ　：　０．２〜３
．５　％、Ｐ：００１〜０１５チ、Ａｌ：ｏ、１０％以
下を含み残部がＦｅ　および不可避的不純物より成る高
強度鋼板の製造方法（でおいて、前記鋼板をＡｃ、変態
点以下の均熱温度まで加熱するに際し少くとも６００℃
からＡｃ、変麩点までの区間の加熱速度を５１：／／Ｓ
ｅＣ以上で加熱する工程と、前記均熱温度において１０
秒〜１０分間保持する均熱工程と、前記均熱工程終了後
の冷却に際し６００〜３００℃の温度範囲における平均
冷却速度を下記（１）式で算出された臨界冷却速度ＣＲ
（’Ｃ／　５ｅｃ）以上にて冷却する工程と、を有して
成ることを特徴とする延性および加工性の良好な高強度
鋼板の製造方法である。

ｌｏ　ｇＣ几（℃／ｓ　ｅＣ）＝−１，７３（Ｍｎ（％
）＋−３，５Ｐ（％））＋１９ｓ−（１）次に第２発明
の要旨とするところは、第１発明と同一のＣ、Ｍｎ、　
Ｐ、　Ａｔの基本組成を有するほか、更＋：ｓｉ：ｏ、
ｉ　〜ｉ、ｓ％Ｃｒｈｏ、　１〜１．０％、Ｍ。

：　０．１〜１．０％、Ｂ：５〜１１００ｐｐ　　よシ
成るＡ群およびＮｂ：０．０１〜ｏ、　ｉチ、Ｔｉ：０
．０１〜０、２チ、Ｖ　：　０．０１〜０．２％ｊ、Ｑ
成るＢ群のうちよシ選ばれた１穐または２種以上を含有
し残部はＦｅおよび不可避的不純物よシ成る高強度鋼板
の製造方法において、前記鋼板をＡｃ３変態点以上の均
熱温度まで加熱するに際し少くとも６００℃からＡｃｓ
変態点までの区間の加熱速度を５℃／ｓｅｃ以上で加熱
する工程と、前記均熱温度におい℃０秒〜１０分間保持
する均熱工程と、前記均熱工程終了後の冷却に際し６０
０〜３００℃の温度範囲における平均冷却速度を下記（
２）式で算出された臨界冷却速度ＣＲ（℃／５ｅｅ）以
上にて冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする
延性および加工性の良好な高強度鋼板の製造方法である
。

Ｌｏ　ｇＣｆ％　（ｃ／ｓ　ｅ　ｃ　）　＝−１，７３
（Ｍｎ（％）＋　０．２６　Ｓ　ｉ　（％）＋　３．５
　Ｐ（％）＋　１．３　Ｃｒ（％）＋２．６７Ｍｏ（％
）、：］＋３．９５　（２）ただしＢ添加の場合は（２
）式の３．９５を３．４０に変更する。

上記の要旨の如く、本発明はその焼鈍に描ってＡｃ３変
態点以上の温度範囲で１０秒から１０分間均熱するに際
し、その加熱において６００℃からＡｃ３変態点までの
区間を従来開示されてｂる加熱速度より急速加熱し、更
に均熱後の冷却条件を制御することによって延性および
加工性の良好な高強度鋼板を製造する方法である。

まず、本発明の高強度鋼板の成分限定理由について説明
する。

Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素であシ、Ｃの
増加によ９強度を低コストで増加させることができるが
、０．１５％を越えるとスポット溶接性が急激に劣化す
るため上限を０．１５％に限定した。

Ｍｎ： Ｍｎは固溶体強化元素であシ同時に低温変態生成物形成
のためにも特に重要な元素である。Ｍｎは熱間脆性を防
ぐ目的で０．１％以上必要であるが溶製上の観点から０
．２％を下限とした。またＭｎは３．５　％を越えると
Ｃと同様にスポット溶接性を劣化させるので上限を３．
５％とした。

Ｐ　： Ｐは安価で、固溶強化能の大きいフェライト生成元素で
強化元素として有利であシ、０．０１％未満とすると製
造コストが羊昇し特に利点もないので下限を０．０１％
とした。

次ニ０．０５９ｈＣ−１，５１Ａ４ｎ　−（０〜０．８
）％Ｐの鋼板をスポット溶接し、溶接部の延性比、せん
断引張強度および十字引張強度を調査し、Ｐ含有量との
関係を第１図に示した。第１爾からＰが０、１５　％を
越すと溶接部の強度、延性比が急激に劣化するのでＰの
上限を０．１５％に限定した。

Ａｔ： Ａｔは脱酸元素として必要であるが、０．１０　％を越
して過剰となるとアルミナクラスターを形成し表面性状
を劣化させ、また熱間割れの危険が高くなるので上限を
０．１０％に限定した。

上記Ｃ，Ｍｎ、　Ｐ、　Ａｚの各限定量をもって本発明
の高強度鋼板の基本成分とするが、更に８ｉ、Ｃｒ。

Ｍ　ｏ　、　Ｂの各元素よシ成るＡ群およびＮｂ、Ｔｉ
、Ｖの各元素よシ成るＢ群のうちより選ばれた１種また
は２種以上を下記限定量の範囲で含有する高強度鋼板に
おいても、本発明の目的を有効に達成することができる
。これらの選定元素の限定理由は次の如くである。

Ａ群（８ｉ、　Ｏｒ、　Ｍｏ、　Ｂ、）　：Ａ群の元素
は上記（２）式から明らかな如く、いずれも混合組織形
成に必要な焼鈍時の冷却工程における臨界冷却速度を下
げると同時に、低温変態生成物の量を増し、その結果強
度増加の効果がおる。

この効果を有効に発揮させるためには、８ｉ、　Ｃｒ。

ＭＯの各元素は少くとも０．１％以上、Ｂは５ｐｐｍ以
上が必要である７、シかし過剰の添加は効果が飽和しコ
ストも上昇するので上限をＳｉは１．５％、Ｃｒ、Ｍｏ
は１．０チ、Ｂは１００　ｐｐｍに限定し、それぞれ８
ｉ：０．１〜１．５Ｓ、Ｃｒ：Ｏ１１〜１．０　％、Ｍ
ｏ　：　０．１〜１．０９６、Ｂ：５〜１１００ｐｐの
範囲に限定した。

Ｂ群（Ｎｂ、　Ｔｉ、　Ｖ）　： Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの各元素はいずれも炭窒化物形成元素で
あシ、結晶の細粒化、析出物による強度増加、あるいは
フェライト相の再結晶抑制等による材質強化の効果があ
る。しかしこれらの効果は各元素とも０．０１１未満で
は十分発揮されないので下限をいずれも０．０１　％に
限定した。また過剰の添加は効果が飽和しコストも上昇
するので上限をＮｂは０．１チ、Ｔｉ　、Ｖは０．２％
とし、それぞれ、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、ｊｉ：０
．０１〜０．２チ、ｖ　：　ｏ、　ｏ　ｉ〜０．２％の
範囲に限定した。

なお、上記Ａ＃、Ｂ群の各元素は単独に使用してそれぞ
れ効果を発揮するが、複合添加してもそれぞれの効果が
減殺されることがない。

上記限定組成を有する本発明鋼は溶製後熱延、酸洗、冷
延後連続焼鈍される。熱延は通常の条件下で行って差支
えないが、高強度を得るためには６００℃以下の低温巻
取が好ましい。更に下記の如く熱処理条件を限定管理す
ることによって延性および加工性の良好な高強度鋼板を
低廉なコストで製造できる。

次に本発明における焼鈍条件の限定理由について説明す
る。焼鈍条件は本発明の最も重要な要件である。高強度
かつ延性にすぐれた鋼板を得るにはＡ　ｃ　１変態点以
上でＡＣ３変態点以下に加熱、均熱して急冷し、フェラ
イトとマルテンサイトの混合組織とするのが有利である
。しかしながら、Ｍｎ量が多くなるとその偏析によ［Ａ
ｃｌ変態点以上、Ａｃ３変態点以下の均熱では最終的に
得られる組織がバンド状となシ曲げなどの加工性、局部
延性は低い。一方Ａ　ｃ３変態点以上のオーステナイト
単相域で加熱、均熱して急冷すると、得られる組織は主
としてフェライトとベイナイトのバンド状でない混合組
織となり、延性は若干低下するものの、依然として回復
焼鈍鋼などよりは良好であり、曲げなどの加工性、局部
延性は高い。すなわち、第第２表 １表に示した化学組成の鋼を第２表に示す如く２種の温
度で焼鈍し、ナイタールで腐食し、その顕微鏡写真を第
２図（５）、（Ｂ）に系した。

第２図（Ａ）、（Ｂ）において、第２図（Ａ）はＡＣ７
変態点以上、Ａｃ、変態点以下の７２５℃で焼鈍したも
のでバンド状組織が強く残っているが、一方第２図（Ｂ
）はＡｃ、変態点以上の８７０℃で焼鈍したもの゛であ
り、バンド状組織は消失している。曲げ性も第２表に示
す如く、７２５℃焼鈍では臨界の曲げ半径が６ｍｍ、８
７０℃焼鈍ではＯｍｍであり、Ａｃ、変態点以上で焼鈍
した方がすぐれている。これらの結果から本発明におい
ては焼鈍温度なＡｃ、変態点以上に限定し、延性は若干
犠牲（（シて加工性の向上を図った。

次に加熱速度は、実機の焼鈍炉においては室温から均熱
温度までの平均加熱速度を５℃／　ｓｅｃ以上に達成す
るのは困難ではない。しかし鋼板の加熱速度は高温にな
るほど小さくなるのは第３図に示す如くよく知られた事
実である。第３図において、実線は鋼板温度、点線は平
均加熱速度を示している。従って鋼板を室温近傍の低温
からＡｃ、変態点以上の均熱温度まで加熱する際の平均
加熱速度は５℃／　ｓｅｃ以上が達成されたとしても、
例えば５００〜６００℃から目的とするＡｃ、変態点以
上の均熱温度までの高温域における加熱速度５℃／　ｓ
ｅｃよりかなり小さくなり、この傾向はより高温になる
ほど著しい。

本発明者らはこのような高温部における加熱速度が焼鈍
後の引張特性に及ぼす影響に着目し次の基礎実験を行っ
た。第１表に示す化学組成の１２町厚の冷延鋼板をまず
通常の連続焼鈍法で充分に可能と思われる加熱速度とし
て６００℃までは約１０℃／　ｓｅｃで加熱し、その後
、Ａｃ、変態点以上のオーステナイト単相となる均熱温
度８５０℃までの加熱速度を大幅に変えて加熱し、８５
０℃で１分間均熱後３０℃／　ｓｅｃの冷却速度で冷却
する短時間焼鈍を行いその引張特性を調査しその結果を
第４図に示した。

第４図において、引張強さ、降伏応力のいずれも加熱速
度を大きくすることにより大きくなるが、伸びの低下は
ほとんどない。かつ、この効果は５℃／　ｓｅｃ以上の
加熱速度の場合に特に顕著であるので、６００℃からＡ
Ｃ８変態点までの区間の加熱温度を５℃／　ｓｅｃ以上
に限定した。

次に高温域において急速加熱を必要とする開始温度Ｔ□
について検討した。すなわち、同じく第１表に示す化学
組成の冷延鋼板を第５図に示す如く室温から急速加熱開
始温度ＴＨまでは１．０７　ｓｅｃで加熱し、急速加熱
開始温度ＴＨを変えこの温度から８５０℃１でを５℃／
　ｓｅｃの急速加熱を行い、８５０℃で一分間の均熱後
、３０　℃／　ｓｅｃで冷却した。

第６図から６００’Ｃ以上の温度領域において５’Ｃ／
ｓｅｃ以上の急速加熱速度で加熱して熱処理することに
より、延性を劣化させずに高強度が得られることが明ら
かなので急速加熱開始温度Ｔ８を６００℃以上に限定し
た。なお、自明のことであるが加熱速度は低温域におい
ても高温域においても速い方がすぐれた材質が得られる
。

上記の如く６００℃以上の高温域においてＡＣ３変態点
以上の均熱温度まで５ヅｓｅｃ以上の加熱速度で熱処理
することで強贋と延性のバランスが改善される理由は次
のように推定できる。すなわち、本発明の限定成分の鋼
の焼鈍について考えると６００℃という温度はフェライ
ト粒の再結晶開始温度にほぼ対応する。その温度から上
の領域における加熱速度を大きくし、再結晶開始温度と
冷延後Ａ　Ｃ１変態点の間における滞留時間を短くする
ことで、非常に微細な再結晶粒の状態あるいは再結晶が
完全に終了しないままＡ　ｃ　１変態点に達してオース
テナイト変態が始まシ、更に短時間でＡＣ３変態点以上
の温度に加熱することで均熱時に存在するオーステナイ
ト粒径は小さくなり、冷却後はこの微細なオーステナイ
トが変態するので最終的にはフェライトとベイナイト（
一部はマルテンサイトを含む）の微細組織が得られる。

この組織の微細化が強度と延性のバランスの改善に効果
があると考えられる。

上記の如く再結晶開始温度である約６００℃から少くと
もＡｃ３変態点まで望ましくは均熱温度までの加熱速度
を５　ｔ？／／ｓｅｃ以上の速度で加熱することが延性
の良好な高強度鋼を得るための重要な女性の一つである
。

また均熱時間はオーステナイト変態を完了させるため１
０秒以上の保持が必要であり、また１０分を越えて保持
するとオーステナイト粒の粗大化を招来するので、均熱
時間を１０秒〜１０分間に限定した。

均熱後の冷却は高強度と良好な延性を得るため冷却速度
が規定される。すなわち、冷却速度は下記（１）式もし
くは（２）式で求まる臨界冷却速度ＣＲ（ｔ、／ｓ　ｅ
　ｃ　）以上で冷却する必要がある。

（イ）　Ｃ，Ｍｎ、　Ｐ、　Ａ４の基本成分のみを限定
量含有した場合（第１発明） ｔｏｇｃＲ（′ｃ／５ｅｃ）＝−１，７３（Ｍｎ（％）
−１−３，５Ｐ（％））＋３．９５　＋・＋　＋＋　＋
＋（１）（ロ）　Ｃ，Ｍｎ、　Ｐ、　Ａｔの基本成分の
他（：　Ｓ　ｉ　。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂよシ成るＡ群およびＮｂ、　Ｔｉ、　Ｖ
よシ成るＢ群のうちより選ばれた１種または２棹以上の
各限定量を含有した場合（第２発明）ＬｏｇＣＪヒ１−
（１０７ｓｅｃ）　＝−１，７３（Ｍｎ　％＋０．２６
Ｓ　ｉ（％）→−３ＳＰ（％）＋１３０ｒ（％））−１
６７Ｍｏ（％））＋３．９５−・−・−−（２）ただし
Ｂ添加の場合（２）式の３．９５を３．４０に変更する
。

冷却速度を上記の如く限定したのは、冷却速度が（１）
式もしくは（２）式で求まる臨界冷却速度ＣＲ（ｃ／５
ｅＣ）未満では７エライ゛ドーパ−ライト組織となシ高
強度が得られないが、臨界冷却速度ＣＲ（℃／５ｅｃ）
以上であれば通常、フェライトとベイナイト（一部マル
テンサイトを含む）の組織となり高強度と良好な延性、
加工性が得られるので、冷却速度を（１）式もしくは（
２）式で求められる臨界冷却速匿以上に限定した。

次に６００〜３００℃間の範囲における冷却速度を規定
したのは、均熱温度から冷却してくる場合に、６００℃
とＭｓ点より十分（＝低い３００℃との間の冷却速度が
小さいと拡散製変態が起り強度と延性のバランスに対し
て悪影響があるので、６００〜３００℃間の冷却速度を
（１）、　（２）式で求まる臨界冷却速度Ｃ凡Ｃｃ／５
ｅｃ）以上に限定した。

かくの如く、本発明は基本組成および選択添加元素の組
成を限定し、焼鈍において６００℃からＡｃ３変態点ま
での加熱速度を５ｖＳｅＣ以上で加熱し、ＡＣ３変態点
以上の均熱温度（二おいて１０秒〜１０分間均熱し、均
熱後６００〜３００℃間の冷却を（１）式もしくは（２
）式にて求まる臨界冷却速度以上にて急冷することによ
りフェライトと一部マルチンサイトを含むベイナイトか
ら成る微細組織が得られ、これによって高強度で延性お
よび加工性の良好な高張力鋼板を得ることができた。

実施例 第３表；二示す４種類の成分を有する鋼について、仕上
圧延温度８３０〜８７０℃、巻取温度５００−５５０℃
にて熱延し、つづいて、同じく第３表に示す６００℃か
らＡｃ、変態までの加熱速度、均熱温度、６００℃から
３００℃までの冷却速度等の熱処理条件で焼鈍を行った
。これらの焼鈍鋼板について降伏応力（ｙｓ）、引張強
さくＴＳ　）、伸びおよび曲げ性を調査し、結果を同じ
く第３表に示しだ。なお曲げ性は下記の臨界曲げ半径で
表示した。

第３表において、本発明例の供試材Ａ１と比較例の供試
材屋５および本発明例の供試材屋２と比較例の供試材應
７はそれぞれ回−成分で均熱温度も同一であるが、本発
明例は加熱速度が比較例と異なり５℃／ｓｅｃ以上であ
るため伸びの劣化を伴わずに強度を増加できることがわ
かる。

また本発明例の供試材ＡＩと比較例の供試材屋６を比較
するとそれぞれ均熱温度は８７０℃と７５０℃であり、
均熱温度がＡｃ３変態点以上である本発明例は臨界曲げ
半径が１とすぐれているのに対し、Ａ　ｃ　３変態点未
満である比較例は５と曲げ性が著しく悪い。

上記実施例よυも明らかなとおり、本発明による延性お
よび加工性の良好な高強度鋼板は化学組成を限定した鋼
スラブを通常の方法で熱延、冷延した鋼板の焼鈍におけ
るＡｃ３変態点以上の均熱温度までの加熱に際し、６０
０℃からＡｃ３変態点までの区間を５′ｃ７ＳｅＣ以上
の加熱速度で急熱し、１０熟 秒〜１０分間均熱し、均嚇後の冷却に当り、６００〜３
００℃の区間を本発明者らが鋼成分の関数として足めた
臨界冷却速度ＣＲ（ｃ／５ｅＣ）以上の冷却速度で冷却
し、鋼組織をフェライトおよび一部マルチンサイトを含
むベイナイトの微細組織とすることにより延性および加
工性の良好な強度６゜１（ｙｆ／−以上を確保する高強
度鋼板を製造する方法を確立した。また本発明は製造コ
ストも低置で鋼の特性としてスポット溶接性もすぐれて
いるという効果を有しているので自動車等の′強度部制
として広く利用できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明を得る実験におけるＰ含有量とスポット
溶接部の引張試験結果との関係を示す線図、第２図（５
）、（ロ）は本発明を得る実験における焼鈍均熱温度が
それぞれＡ　ｃ３変態点未満とＡｃ３変態点以上の場合
の金属組織を示す顕微鏡写真、第３図は通常の焼鈍にお
ける鋼板の加熱、冷却のパターンであって鋼板温度は高
温になるほど加熱速度が小さくなることを示す線図、第
４図は本発明を得る実験の焼鈍における６００〜８５０
℃間の加熱速度と引張試験結果との関係を示す線図、第
５図は本発明を得る焼鈍実験における焼鈍方法の加熱冷
却パターンを示す線図、第６図は第５図に示す焼純実験
における急速加熱開始温度／ＩＴ□と引張試験結果との
関係を示す線図である。 代理人　弁理士　　中　路　武　雄 第１図 Ｐ量（重量２） 第　２図 （Ｂン ｄ立−一　　　　　Ｊ乞芒り 第３図 第４　図 （０％ｅｃ） 第５　図 吟　關 第６０ ｂｖｕ精絢融　ＴＨ

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量比にてＣ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．２〜
   ３．５チ、Ｐ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．１０
   チ以下を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る
   高強度鋼板の製造方法において、前記鋼板ｌＡｃ、変態
   点以上の均熱温度まで加熱するに際し少くとも６００℃
   からＡｃ、変態点までの区間の加熱速度を５℃／　ｓｅ
   ｃ以上で加熱する工程と、前記均熱温度において１０秒
   〜１０分間保持する均熱工程と、前記均熱工程終了後の
   冷却に際し６００〜３００℃の温度範囲における平均冷
   却速度を下記（１）式で算出された臨界冷却速度ＣＲ（
   ’Ｃ／　ｓｅｃ　）以上にて冷却する工程と、を有して
   成ることを特徴とする延性および加工性の良好な高強度
   鋼板の製造方法。 Ａ！ｏｇｃＲ（’Ｃ／５ｅｃ）　＝−１，７３（Ｍｎ　
   （％）＋３．５Ｐ（９６）：］＋３．９５　　・（１）
   （２）重量比にてＣ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．２〜
   ３．５　係、Ｐ：０．０１〜０．１５係、ＡＡＩ：０．
   １０チ以下な含み、更にＳｉ　　：　０．１〜１．５％
   、Ｃｒ二〇、１〜１．０チ、　Ｍｏ：０．１〜１．０　
   チ、Ｂ　：　５〜１００１）ｐｍより成るＡ群およびＮ
   ｂ：０．０１〜０．１チ、Ｔｉ　：　０．０１〜０．２
   ％、　Ｖ　：　０．０１〜０．２俤より成るＢ群のうち
   より選ばれた１種または２種以上を含有し残部はＦｅお
   よび不可避的不純物より成る高強度鋼板の製造方法にお
   いて、前記鋼板をＡ　ｃ　３変態点以上の均熱温度まで
   加熱するに際し少くとも６００℃からＡ　ｃ　Ｈ変態点
   までの区間の加熱速度を５℃／　ｓｅｃ以上で加熱する
   工程と、前記均熱温度において１０秒〜１０分間保持す
   る均熱工程と、前記均熱工程終了後の冷却に際し６００
   〜３００℃の温度範囲における平均冷却速度な下記（２
   ）式で算出された臨界冷却速度ＣＲ（℃Ａ６ｃ）以上に
   て冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする延性
   および加工性の良好な高強度鋼板の製造方法。 ｌｏｇＣＲ（″（、／５ｅｃ）”　　−１，７３（Ｍｎ
   （％）　＋〇、２６Ｓｉ　（％）＋３．５Ｐ（％）＋１
   ．３Ｃｒ　（％１　＋２．６７Ｍｏ　（１））＋３．９
   ５　　−（２）ただしＢ添加の場合は（２）式の３．９
   −５　＆　３．４０に変更する。